CC BY
46
УДК 669.539.392:669.17:625.1
Эволюция тонкой структуры и свойств металла рельсов при длительной эксплуатации
В.Е. Панин1, Ю.Ф. Иванов2, А.А. Юрьев3, В.Е. Громов4, С.В. Панин1, В.Е. Кормышев4, Ю.А. Рубанникова4
1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634055, Россия 2 Институт сильноточной электроники СО РАН, Томск, 634055, Россия 3 АО «ЕВРАЗ-Объединенный Западно-Сибирский металлургический комбинат», Новокузнецк, 654043, Россия 4 Сибирский государственный индустриальный университет, Новокузнецк, 654007, Россия
Методами просвечивающей электронной дифракционной микроскопии и рентгеноструктурного анализа проведены исследования изменения структуры, фазового состава и дефектной субструктуры по центральной оси и оси симметрии выкружки головки дифференцировано закаленных рельсов на различном расстоянии 0, 2, 10 мм от поверхности после пропущенного тоннажа 691.8 ■ 106 и 1411 ■ 106 т брутто и выполнен количественный анализ перераспределения атомов углерода. Показано, что длительная эксплуатация рельсов сопровождается протеканием одновременно двух процессов эволюции/деградации структуры и фазового состава колоний пластинчатого перлита, а именно: перерезания и «холодного» растворения пластин цементита. Первый процесс осуществляется по механизму перерезания карбидных частиц и последующего «растаскивания» их осколков, что сопровождается лишь изменением их линейных размеров и морфологии. Второй процесс разрушения пластин цементита в колониях перлита связан с перемещением атомов углерода из кристаллической решетки цементита на дислокации, вследствие чего становится возможным протекание структурно-фазового превращения в металле рельсов. Это обусловлено невысоким уровнем средней энергии связи атомов углерода с дислокациями (~0.6 эВ) и с атомами железа в кристаллической решетке цементита (~0.4 эВ). Выявлено появление наноразмерных частиц цементита в ферритной матрице, что сопровождалось дислокационным скольжением и деформационно-индуцированным распадом твердого раствора углерода в a-Fe. Построены зависимости изменения общего предела текучести от расстояния до поверхности катания по различным направлениям в головке рельсов. С использованием представлений об уровне изгиба-кручения проведена оценка содержания углерода на структурных элементах рельсовой стали. Если в исходном состоянии углерод в основном содержится в частицах цементита, то после длительной эксплуатации рельсов местом расположения углерода, наряду с частицами цементита, являются дефекты кристаллической структуры стали (дислокации, границы зерен и субзерен). В то же время в поверхностном слое стали наличие углерода выявлено и в кристаллической решетке a-железа. Результаты перераспределения атомов углерода интерпретированы на основе концепции о бифуркационных межузельных структурных состояниях в зонах кривизны кристаллической структуры.
Ключевые слова: кривизна кристаллической структуры, атомы углерода, перераспределение, дифференцированно закаленные рельсы, разрушение цементита
DOI 10.24411/1683-805X-2020-15007
Evolution of the fine structure and properties of rail metal in long-term operation
V.E. Panin1, Yu.F. Ivanov2, A.A. Yuriev3, V.E. Gromov4, S.V. Panin1, V.E. Kormyshev4, and Yu.A. Rubannikova4
1 Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634055, Russia 2 Institute of High Current Electronics SB RAS, Tomsk, 634055, Russia 3 EVRAZ Consolidated West-Siberian Metallurgical Plant (EVRAZ ZSMK), Novokuznetsk, 654043, Russia 4 Siberian State Industrial University, Novokuznetsk, 654007, Russia
TEM and X-ray diffraction studies were carried out to examine changes in the structure, phase composition, and defect substructure in the head of a differentially hardened rail along the central axis of the head and along the fillet radius at 0, 2, and 10 mm from the surface after carrying 691.8 ■ 106 and 1411 ■ 106 gross tons of heavy axle load traffic. The redistribution of carbon atoms was quantitatively analyzed. It was shown that long-term operation of rails is accompanied by two simultaneous processes related to the evolution/degradation of the structure and phase composition of lamellar pearlite colonies, namely: (i) cutting and (ii) cold dissolution of ce-mentite lamellae. The first process involves the cutting of carbide particles and the subsequent dragging of their fragments, resulting only in a change of their linear dimensions and morphology. The second process is the fracture of cementite lamellae in pearlite colonies due to the migration of carbon atoms from the cementite lattice to dislocations, which creates favorable conditions for a structural-phase transformation in the rail metal. The reason of this is the low average binding energy of carbon atoms with dislocations (~0.6 eV) and with iron atoms in the cementite lattice (~0.4 eV). Cementite nanoparticles were revealed in the ferrite matrix; their appearance was accompanied by dislocation glide and deformation-induced decomposition of carbon solid solution in a-Fe. The curves of the change in the total yield strength versus the distance to the tread surface in different directions in the rail head were plotted. The carbon content in the structural elements of rail steel was estimated. It was found that carbon in the initial state is mainly contained in cementite particles, while after long-term operation of rails it is located, along with cementite particles, at crystal structure defects (dislocations, grain boundaries, subgrains). In the surface layer of steel, carbon is also present in the crystal lattice of a iron. The results on the redistribution of carbon atoms are interpreted using the concept of interstitial bifurcation structural states in the lattice curvature zones.
Keywords: crystal lattice curvature, carbon atoms, redistribution, differentially hardened rails, fracture of cementite
© Панин В.Е., Иванов Ю.Ф., Юрьев А.А., Громов В.Е., Панин С.В., Кормышев В.Е., Рубанникова Ю. А., 2020
1. Введение
Железнодорожные рельсы, несмотря на более чем столетнюю историю эксплуатации, остаются актуальным объектом фундаментальных и прикладных исследований [1—3]. С одной стороны, ключевым аспектом при их разработке является совершенствование технологии производства (особенно в случае длинномерных изделий), обеспечивающей однородность и воспроизводимость структуры во всем объеме при исключении дефектов минимального допустимого размера (выявляемых стандартными методами неразрушающего контроля). С другой стороны, сформированная микроструктура должна в условиях сверхдлительной эксплуатации и повышения пропускаемого тоннажа, обеспечивать сохранение заданных эксплуатационных свойств и исключать возможность протекания процессов разрушения с катастрофической скоростью.
Рассмотрение поведения рельсов при длительной эксплуатации и анализ причин деградации их структуры с последующим изъятием вызывают значительный научный и практический интерес. Расширение знаний в этой области связано как со стремлением к более глубокому пониманию фундаментальных проблем науки о материалах, так и с практической значимостью, диктуемой непрерывным возрастанием требований к надежности рельсов в современных условиях высоких нагрузок на ось и скоростей движения. Вполне очевидно, что при интенсивных деформационных воздействиях, реализуемых при длительной эксплуатации, развиваются различные процессы эволюции/деградации состава и структуры. При длительной эксплуатации на поверхности катания отмечается аномально высокое значение микротвердости и явление деформационно-индуцированного распада цементита, стабильного в обычных условиях. Понимание закономерностей и природы формирования структуры, фазового состава, дефектной субструктуры и свойств в поверхностных слоях рельсов по центральной оси и по выкружке в головке после различных этапов (времен) наработки необходимо для создания рельсов премиум класса, повышенной износостойкости, низкотемпературной надежности [1—3].
Ранее в исследованиях авторов было показано, что в процессе пластической деформации разрушение пластин цементита в колониях перлита протекает преимущественно по двум механизмам: путем их разрезания скользящими дислокациями (деформационный механизм) и в результате переме-
щения атомов углерода из кристаллической решетки цементита на дислокации [4-6] (механизм недиффузионной природы). Очевидно, что разрушение цементитной фазы приводит к перераспределению атомов углерода и оказывает влияние на свойства металла рельсов [4-6].
Аспекты, связанные с перемещением атомов углерода в условия интенсивных деформационных воздействий, представляют особый интерес и требуют привлечения адекватных механизмов, их объясняющих. К их числу может быть отнесено представление о механизме пластической дистор-сии, когда за счет формирования кривизны кристаллической решетки материал способен испытывать значительное формоизменение без нарушения сплошности [7]. В рамках физической мезомеха-ники такой механизм трактуется как наномасштаб-ные мезоскопические структурные состояния, что, например, в условиях низких температур испытаний позволяет кратно повысить ударную вязкость сталей с ОЦК-решеткой [8].
Также в литературе обсуждаются процессы перераспределения N1 в стали Ре^СгзоМ при интенсивной деформации, что сопровождалось обогащением им границ фрагментов и нанозерен [9], переходом атомов N1 в междоузлия решетки Т1 при растворении частиц №3Т1 в условиях деформации
[10] и другими аномальными эффектами. По мнению авторов [7], такие процессы следует классифицировать как диссипативные эффекты, развивающиеся в условиях сильной кривизны кристаллической решетки [8]. Таким образом, концепция на-номасштабных мезоскопических структурных состояний может явиться основой нового подхода в механике прочности и пластичности твердых тел
[11].
Целью настоящей работы является анализ процессов эволюции/деградации структуры, сопровождающийся перераспределением атомов углерода в головке дифференцированно закаленных 1оо-метровых рельсов после различных сроков экстремально длительной эксплуатации (наработки).
2. Материал и методы исследования
Материалом исследования являлись образцы дифференцированно закаленных рельсов категории ДТ350 из стали марки Э76ХФ производства АО «ЕВРАЗ-ЗСМК» после пропущенного тоннажа 691.8 • 106 (образцы первой партии) и 1411 • 106 т образцы второй партии) брутто в процессе полигонных испытаний на экспериментальном кольце АО «Всероссийский научно-исследовательский ин-
Панин В.Е., Иванов Ю.Ф., Юрьев А.А. и др. / Физическая мезомеханика 23 2 (2020) 85-94 Таблица 1. Химический состав рельсов категории ДТ350
Химический анализ
Содержание химических элементов, %
С
Мп
Р
Б
Сг
N1 Си
V
А1
Т1
Требования ТУ 0921-276-011243232012 для стали марки Э76ХФ
0.710.82
0.751.25
0.250.60
<0.020
<0.020
0.200.80
£ < 0.27
0.20 0.20
0.030.15
<0.004
<0.025
ститут железнодорожного транспорта». Химический состав рельсов приведен в табл. 1.
Для оценки концентрации углерода в кристаллической решетке а-железа металла рельсов применяли методы рентгеноструктурного анализа (дифрактометр ХК0-6000, 8Ытаё2и), позволившие определить значения параметра кристаллической решетки а-железа, поверхностного слоя и слоя, расположенного на глубине 20 мм от поверхности катания (принято за исходное состояние стали). Оценочное выражение взято из [12-14]. Исследование дефектной субструктуры, морфологии фаз и состояния карбидной фазы рельсов осуществляли методами просвечивающей дифракционной электронной микроскопии (прибор ЭМ-125).
Анализ проводили на расстояниях 0, 2, 10 мм от поверхности по центральной оси и оси симметрии выкружки (рис. 1).
Процедура оценки величины внутренних полей напряжений связана с определением градиента кривизны-кручения кристаллической решетки х [1518]:
5ф 0.017
Величина избыточной плотности дислокаций р+ связана с х через вектор Бюргерса дислокаций Ь:
х =
а/ н
(1)
где Н — поперечные размеры изгибного контура экстинкции.
Рис. 1. Схема препарирования образца рельса при исследовании его структуры методом электронной дифракционной микроскопии. Сплошными линиями выделены направления по центральной оси (1) и по выкружке (2); пунктирными линиями условно указаны места расположения слоев металла, использованных для подготовки фольг (поверхность, 2, 10 мм от поверхности)
1 аф
р±= Ь ~аг • ь а/
(2)
Величину пластической составляющей внутренних полей напряжений оценивали исходя из соотношения [15-18]
ар = таОЬу[р^. (3)
Величину упругой составляющей оценивали исходя из соотношения [15-18]
ае = таО^ (4)
где t — толщина фольги, принятая равной 200 нм; Хе — упругая составляющая кривизны-кручения кристаллической решетки.
3. Результаты экспериментов
Длительная эксплуатация рельсов сопровождается формированием градиентной структуры, проявляющейся в существенной эволюции/деградации структуры металла головки вдоль центральной оси и вдоль оси симметрии рабочей выкружки (рис. 1).
Уже при пропущенном тоннаже 691.8 • 106 т по всему сечению головки рельсов отмечается образование изгибных экстинкционных контуров (рис. 2), свидетельствующих об упругопластическом деформировании кристаллической решетки [15]. Следует подчеркнуть, что указанные процессы охватывают не только поверхность катания, что отражает подобие напряженно-деформированного состояния во всем сечении головки рельса.
Эксплуатация рельсов сопровождается одновременным протеканием ряда процессов, основными из которых являются следующие.
1) Наблюдается небольшой рост скалярной плотности дислокаций в пределах от 2.9 • 1010 см-2 (в слое, расположенном на расстоянии 10 мм от поверхности катания) до 3.3 • 1010 см-2 вблизи поверхности катания (рис. 3). При этом тип дислокационной субструктуры (хаотически распределенные дислокации и дислокационные сетки) не изменяется. Примерное равенство данной характеристики на поверхности катания и значительном удале-
Рис. 2. Изгибные контуры экстинкции (указаны стрелками), выявленные в структуре пластинчатого перлита (а) и зернах феррито-карбидной смеси (б)
нии от нее свидетельствует о преимущественно упругом характере деформирования материала.
2) Разрушение структуры пластинчатого перлита путем перерезания пластин цементита с последующим «растаскиванием» их фрагментов. Разрушение пластин цементита приводит к формированию частиц глобулярной формы, поперечные размеры которых в поверхностном слое составляют 30 нм и продольные — 50 нм. По мере удаления от поверхности катания размеры наблюдаемых частиц увеличиваются и на расстоянии 10 мм от поверхности катания составляют 30 х 215 нм (что близко к размерам частиц стали в недеформиро-ванном материале). Рефлексы карбидной фазы на микроэлектронограмме, полученной с таких пластин, имеют как радиальное, так и азимутальное размытие, что может свидетельствовать о высоком уровне дефектности кристаллической решетки цементита, а также об изменении параметра кристаллической решетки вследствие ухода атомов углерода.
Рис. 3. Зависимости избыточной плотности дислокаций от расстояния от поверхности головки вдоль оси симметрии рабочей выкружки (а) и вдоль центральной оси (б): пластинчатый (7), «вырожденный» перлит (2), феррито-карбидная смесь (3) (пропущенный тоннаж 691.8 • 106 т) (цветной в онлайн-версии)
3) Одновременно с разрушением колоний перлита в исследуемой стали снижается объемная доля цементита до 4.9 % в поверхностном слое относительно 11.2 % в слое, расположенном на глубине 10 мм. Данный факт, очевидно, свидетельствует о растворении пластин цементита и перемещении атомов углерода в кристаллическую решетку a-железа, а также на дефекты кристаллической структуры стали (дислокации, границы и субграницы) [3, 5]. Именно данный аспект представляет особый интерес и будет предметом обсуждения в данной работе.
Увеличение пропущенного тоннажа до 1411 • 106 т интенсифицирует процессы изменения структурно-фазовых состояний металла рельсов. Продолжается разрушение пластинчатого перлита и формирование колоний субзеренной структуры субмикронных размеров (100-150 нм); по границам и в объеме субзерен выделяются частицы цементита нанометрового диапазона (10-15 нм) (рис. 4). По центральной оси растут микроискажения и параметр кристаллической решетки твердого раствора на основе a-Fe. Деформационный наклеп металла
Рис. 4. Электронно-микроскопическое изображение на-норазмерных частиц (указаны стрелками) в структуре перлита пластинчатой морфологии слоя, расположенного на глубине 2 мм
поверхностного слоя на глубину до 200 мкм приводит к увеличению в 1.5 раза относительно исходного состояния скалярной и избыточной плотности дислокаций [3].
Проведенное исследование градиентного характера изменения структуры металла рельсов вдоль оси симметрии рабочей выкружки показало, что эксплуатация рельсов сопровождается закономерным снижением количества пластинчатого перлита (по мере приближения к поверхности выкружки) и увеличением относительного содержания разрушенного перлита и феррито-карбидной смеси.
Используя количественные характеристики структуры и субструктуры стали, приведенные в [1923], в первом приближении было оценено измене-
ние общего предела текучести по сечению рельсов. Были учтены вклады, обусловленные: трением решетки матрицы Аа0; внутрифазными границами Ааь; дислокационной субструктурой Аар; присутствием частиц карбидных фаз Аараг; внутренними полями напряжений Аа^ твердораствор-ным упрочнением Аа8; перлитной составляющей структуры стали Аареаг.
Это позволило с учетом количественных характеристик структуры стали оценить анализ вклада физических механизмов, ответственных за эволюцию структуры и прочностных свойств стали, эксплуатируемой при нагрузке вблизи предела текучести, а также выявить физические механизмы формирования градиентного характера изменения прочности рельсовой стали (табл. 2). Основное внимание авторы уделяют вкладу внутренних полей напряжений Ааи (как обусловленных действием зон изгиба-кручения кристаллической решетки). Однако для сопоставления анализируется вклад дислокационной субструктуры Аар, отражающей развитие деформационных процессов и присутствия частиц карбидных фаз Аараг, характеризующих структурно-фазовые превращения, связанные с постепенным уходом углерода.
Из анализа данных, представленных в табл. 2 о величине напряжений для двух уровней наработки, следует, что напряжения обусловлены вкладом трех составляющих.
1. Вклад внутренних полей напряжений Ааь Для первой партии образцов на поверхности катания различие для глубины 0 и 2 мм практически отсутствует (~356 МПа), в то время как на удалении 10 мм снижается на ~70 МПа. Для второй партии образцов Ааь около поверхности снижается на ~100 МПа и не превышает 150 МПа на расстоянии 2-10 мм от поверхности. Таким образом, вклад внутренних полей напряжений существенно снижается (что может свидетельствовать о снижении релаксационной способности сформированной де-
Таблица 2. Оценки механизмов упрочнения структуры, формирующейся на различных расстояниях по центральной оси и по оси симметрии выкружки (пропущенный тоннаж 691.8 • 106/1411 • 106 т брутто). Вклады приведены с учетом объемной доли структуры с данным механизмом упрочнения
Параметры, средние по материалу,
Поверхность катания
Рабочая выкружка
Расстояние от поверхности, мм
МПа 10 2 0 10 2 0
Аар 340/153 356/181 363/181 330/164 350/206 375/190
Ааь 274/131 351/149 356/255 230/149 300/150 320/230
Аараг 0/154 0/149 113/107 0/81 0/223 67/195
фектной структуры). Похожий тренд можно отметить для рабочей выкружки.
2. Вклад дислокационной субструктуры Аар. Тренд для данного параметра, дающего вклад в напряженное состояние, следует считать подобным. Для первой партии образцов уровень напряжений во всем диапазоне расстояний высок и примерно одинаков: 340-363 МПа. При увеличении наработки вдвое значение Аар снижается также почти в два раза: 153-181 МПа, на что расстояние от поверхности практически не влияет. Тренд для рабочей выкружки в целом похож, но с определенными количественными и качественными отклонениями.
3. Вклад от присутствия частиц карбидных фаз Аараг меняется принципиально. Для первой партии образцов на расстоянии 2-10 мм вклад этих напряжений близок к нулю, в то время как около поверхности он составляет 113 МПа. Для второй партии образцов величина Аараг здесь снижается, зато на глубине 2-10 мм возрастает до 154 МПа. Тренд для рабочей выкружки несколько отличается, что связано с отличием напряженно-деформированного состояния.
Таким образом, анализ величины Аараг дополнительно показывает, что разрушение частиц цементита и перемещение углерода вглубь материала рельса вызывают появление там повышенного уровня напряжений.
На рис. 5 представлены зависимости суммарного предела текучести стали 100-метровых дифференцированно закаленных рельсов от расстояния до поверхности катания. Суммарный предел текучести стали в первом приближении, основанном на принципе аддитивности, который предполагает независимое действие каждого из механизмов упрочнения материала, можно представить в виде линейной суммы вкладов отдельных механизмов упрочнения [24]. Это позволяет проследить за изменением прочности металла, эксплуатируемого при нагрузке вблизи предела текучести. Отчетливо видно, что увеличение пропущенного тоннажа брутто в интервале (691.8-1411) • 106 т приводит к существенному (в 1.5-2 раза) повышению прочности стали. При этом деформационному упрочнению подвергается исключительно поверхностный слой металла рельсов толщиной не более 2 мм. При большем удалении от поверхности катания прочностные свойства стали остаются на уровне прочностных свойств стали в исходном состоянии. Прочность поверхностного слоя стали существенным образом зависит от местоположения ана-
Рис. 5. Зависимости суммарного предела текучести стали 100-метровых дифференцированно закаленных рельсов от расстояния до поверхности головки вдоль центральной оси (а) и вдоль оси симметрии рабочей выкружки (б); 1411 • 106 (1), 691.8 • 106 т (2), исходное состояние (3) (цветной в онлайн-версии)
лизируемого слоя в рельсе, а именно, прочность поверхностного слоя металла рабочей выкружки (рис. 5, б) практически в 2 раза выше прочности поверхностного слоя металла поверхности катания (рис. 5, а).
Пластическая деформация большинства металлов и сплавов сопровождается фрагментированием структуры зерен. Эволюция фрагментированной структуры, протекающая при увеличении степени деформации, приводит к формированию локальных участков, не способных далее обеспечивать развитие релаксационных процессов (формируется так называемая критическая структура [25]). Такая критическая структура является местом последующего зарождения областей вязкого разрушения материала. Основываясь на результатах, приведенных на рис. 5, можно ожидать, что разрушение металла рельсов в первую очередь будет протекать именно в поверхностном слое рабочей выкружки, где уже после 1411 • 106 т наблюдается формирование субзеренной структуры с размерами субзерен в пределах 100 нм.
Панин В.Е., Иванов Ю.Ф., Юрьев А.А. и др. / Физическая мезомеханика 23 2 (2020) 85-94 Таблица 3. К методу анализа распределения углерода в стали
Места расположения углерода Оценочные выражения Литературный источник
Твердый раствор на основе а-железа АСа = AVa(aa - аа0) • 103/(39 ± 4) [12-14]
Частицы карбидных фаз АСге3е = 0.07 AV [26, 27]
Элементы дефектной структуры ACd = С0 - АСа - ACFe3C [26, 27]
Примечание: АКа, АК,- — объемная доля а-железа и карбидных фаз; аа = 0.28782 — текущий параметр решетки а-фазы; аа0 = 0.28668 нм; С0 — среднее содержание углерода в стали.
Поскольку важным выявленным результатом является изменение количества углерода, ниже этот аспект был подробно проанализирован.
Известно, что углерод в структуре стали может находиться в твердом растворе на основе а- и у-железа (на позиции элементов внедрения), на дислокациях (в виде атмосфер Коттрелла и Максвелла), на межфазных (карбид-матрица) и внутри-фазных (границы зерен, пакетов и кристаллы пакетного и пластинчатого мартенсита) границах, в частицах карбидной фазы. Количество углерода в твердых растворах на основе а- и у-железа обычно оценивается по относительному изменению параметра кристаллической решетки этих фаз [14]. Оценку количества углерода в карбидных частицах проводят исходя из химического состава карбида, типа кристаллической решетки и объемной доли частиц карбидной фазы в стали [12, 13, 26, 27]. Для оценки количества углерода, расположенного на дефектах, используют косвенные методы (внутреннее трение и микрорентгеноспек-тральный анализ).
Оценку относительного содержания углерода на структурных элементах стали осуществляли по выражениям, приведенным в табл. 3. Результаты выполненных оценок представлены в табл. 4, 5. Если в исходном состоянии основное содержание углерода соответствует частицам цементита, то после эксплуатации рельсов местом расположения углерода, наряду с частицами цементита, являются дефекты кристаллической структуры стали (дислокации, границы зерен и субзерен), а в поверхностном слое стали углерод обнаруживается и в кристаллической решетке а-железа.
Из табл. 4 и 5 также следует, что процессы эволюции/деградации карбидной фазы и перераспределения атомов углерода наиболее интенсивно реализуются в поверхностных слоях до 2 мм, что подтверждают данные рис. 5. Увеличение пропущенного тоннажа в интервале (691.8-1411) • 106 т также сопровождается заметным перемещением атомов углерода на дефекты структуры стали в рабочей выкружке по сравнению с поверхностью катания.
Таблица 4. Распределение атомов углерода в структуре рельсов после пропущенного тоннажа 691.8 • 106 т брутто
Концентрация углерода, вес. %
Структурный элемент Расстояние до поверхности катания Расстояние до поверхности выкружки
0 мм 2 мм 10 мм 0 мм 2 мм 10 мм
Частицы цементита 0.33 0.71 0.75 0.58 0.65 0.75
Кристаллическая решетка a-Fe 0.0284 0.0 0.0 0.0284 0.0 0.0
Дефекты структуры стали (дислокации, субграницы, границы) 0.3916 0.04 0.0 0.1416 0.1 0.0
Таблица 5. Распределение атомов углерода в структуре рельсов после пропущенного тоннажа 1411 • 106 т брутто
Концентрация углерода, вес. %
Структурный элемент Расстояние до поверхности катания Расстояние до поверхности выкружки
0 мм 2 мм 10 мм 0 мм 2 мм 10 мм
Частицы цементита 0.49 0.63 0.73 0.33 0.61 0.72
Кристаллическая решетка a-Fe 0.0015 0.0 0.0 0.0015 0.0 0.0
Дефекты структуры стали (дислокации, субграницы, границы) 0.24 0.10 0.0 0.4 0.12 0.01
4. Обсуждение результатов
С позиции понимания деформационных и де-формационно-индуцированных процессов следует отметить следующее. Эксплуатация рельсов по определению должна происходить при нагрузках ниже предела текучести стали. Более того, преимущественной схемой нагружения материала на поверхности катания является сжатие, что должно препятствовать возможному зарождению микротрещин. Наконец, воздействие движущегося железнодорожного транспорта имеет циклический характер, поэтому происходящие изменения следует классифицировать как имеющие преимущественно усталостную природу.
По оценкам, выполненным в работах [28, 29], эффект распада цементита и перемещение атомов углерода движущимися дислокациями не может превышать долей процента (что заметно разнится с результатами, полученными в настоящей работе). Как уже отмечалось, второй механизм заключается в «вытягивании» в процессе пластической деформации дислокациями атомов углерода из решетки карбидной фазы с образованием атмосфер Коттрелла вследствие заметной разницы средней энергии связи атомов углерода с дислокациями (0.6 эВ) и с атомами железа в решетке цементита (0.4 эВ) [16]. Согласно классическим представлениям диффузия углерода протекает в поле напряжений, создаваемом дислокационной субструктурой, которая формируется вокруг пластин цементита. При этом степень распада цементита, как правило, определяется величиной плотности дислокаций и типом субструктуры [1, 16, 29].
При «вытягивании» атомов углерода из кристаллической решетки наблюдается изменение дефектной субструктуры карбида из-за проникновения дислокаций в решетку цементита [5]. Однако некогерентная межфазная граница а-Бе-БезС будет этому препятствовать, оставляя возможным лишь диффузионный массоперенос [5, 6]. Он может быть реализован различными механизмами, обсуждаемыми в [16, 30-32]: диффузией по междоузлиям и по деформационным вакансиям.
Ротационные моды пластической деформации связаны с формированием локальной кривизны решетки [7, 11, 23]; в этой связи можно полагать, что развитие подобного эффекта в металле рельса делает возможным (облегченным) перемещения атомов углерода. В силу циклического характера приложения нагрузки такой механизм может развиваться обратимо, что позволяет элементам внут-
ренней структуры перестраиваться без образования несплошностей.
Следует особо отметить, что данный процесс не носит диффузионный характер, поскольку развивается в условиях невысоких температур, а нагрузка прикладывается нерегулярно, но циклически. Таким образом, при пропущенном тоннаже 691.8 • 106 т удается сохранить минимальную дефектность металла без образования микронесплошностей.
С другой стороны, при пропущенном тоннаже 1411 • 106 т в поверхностном слое накапливается критическая плотность дефектов, что сдерживает развитие обратимой упругой деформации и вовлечение (развитие) механизма пластической дистор-сии. Формирование подобной «критической» структуры будет завершаться зарождением микротрещин по усталостному механизму и выходу рельсов из строя. По этой причине повышение ресурса работы рельсов может быть достигнуто за счет как можно более длительного сохранения структуры, способной к развитию обратимых деформационных процессов, исключающих разрушение цемен-титных пластин в перлитных колониях с последующим перемещением атомов углерода на дефекты (дислокации) и области решетки а-железа.
5. Заключение
С использованием современных методов физического материаловедения проведены исследования структуры, фазового состава, дефектной субструктуры и суммарного предела текучести по различным направлениям в головке дифференцированно закаленных рельсов после разных сроков длительной эксплуатации.
Показано, что после пропущенного тоннажа 691.8 • 106 т отмечены рост скалярной плотности дислокаций и разрушение пластин цементита перлитных колоний в поверхностном слое головки рельсов толщиной до 2 мм. Увеличение пропущенного тоннажа до 1411 • 106 т интенсифицирует процессы изменения структурно-фазовых состояний металла рельсов. Продолжается разрушение пластинчатого перлита и формирование колоний субзеренной структуры субмикронных размеров (100-150 нм); по границам и в объеме субзерен выделяются частицы цементита нанометрового диапазона (10-15 нм). По центральной оси растут микроискажения и параметр кристаллической решетки твердого раствора на основе а-Fe. Деформационный наклеп металла поверхностного слоя на глубину до 200 мкм приводит к увеличению в
1.5 раза относительно исходного состояния скалярной и избыточной плотности дислокаций.
Выполнен количественный анализ вкладов физических механизмов, ответственных за эволюцию структуры и свойств рельсовой стали. Отмечено, что разрушение пластин цементита сопровождается перераспределением атомов углерода по центральной оси головки и оси симметрии выкружки. Если в исходном состоянии углерод содержится в основном в частицах цементита, то после эксплуатации рельсов местом расположения углерода, наряду с частицами цементита, являются дефекты кристаллической структуры стали (дислокации, границы зерен и субзерен), а в поверхностном слое стали углерод обнаруживается и в кристаллической решетке а-железа. В менее деформированном слое, расположенном на глубине 2 мм и более, основным местом расположения атомов углерода остаются частицы цементита.
Интерпретация результатов перераспределения углерода проведена c использованием представлений о бифуркационных межузельных структурных состояниях в зонах кривизны кристаллической структуры.
Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ (проект № 19-32-60001) и РНФ (проект № 19-19-00183) (анализ механизмов упрочнения металла рельсов).
Литература
1. Gromov V.E., Ivanov Yu.F., Yuriev A.B., Morozov K.V. Microstructure of Quenched Rails. - Cambridge, CISP Ltd., 2016.
2. Иванов Ю.Ф., Громов В.Е., Кормышев В.Е., Глезер А.М. Структура и свойства рельсов после экстремально длительной эксплуатации // Вопросы материаловедения. - 2020. - Т. 102. - № 2. - С. 3039. - doi 10.22349/1994-6716-2020-102-2-30-39
3. Юрьев А.А., Громов В.Е., Иванов Ю.Ф., Рубаннико-ва Ю.А. Структура и свойства длинномерных дифференцированно закаленных рельсов после экстремально длительной эксплуатации. - Новокузнецк: Полиграфист, 2020.
4. Громов В.Е., Юрьев А.А., Иванов Ю.Ф., Гришу-нин В.А., Коновалов С.В. Перераспределение атомов углерода в дифференцированно закаленных рельсах при длительной эксплуатации // Изв. вузов. Черная металлургия. - 2018. - Т. 61. - № 6. - С. 454-459. -doi 10.17073/0368-0797-2018-6-454-459
5. Кормышев В.Е., Юрьев А.А., Громов В.Е., Иванов Ю.Ф., Рубанникова Ю.А., Полевой Е.В. Стадии преобразования пластинчатого перлита дифференцированно закаленных рельсов при длительной
эксплуатации // Проблемы черной металлургии и материаловедения. - 2020. - № 2. - C. 51-56.
6. Tsellermaer V.Ya. Substructural and phase transformations during intense plastic deformation of metals // Steel Trans. - 1999. - V. 29. - No. 12. - P. 75-81.
7. Panin V.E., Egorushkin V.E., Panin A.V., Chernyavs-kii A.G. Plastic distortion as a fundamental mechanism in nonlinear mesomechanics of plastic deformation and fracture // Phys. Mesomech. - 2016. - V. 19. - No. 3. -P. 255-268.
8. Panin V.E., Derevyagina L.S., Lebedev M.P., Syrom-yatnikova A.S., Surikova N.S., Pochivalov Yu.I., Ovech-kin B.B. Scientific basis for cold shortness of structural bcc steels and their structural degradation at below zero temperatures // Phys. Mesomech. - 2017. - V. 20. -No. 2. - P. 125-133.
9. Завалишин В.А., Дерягин А.И., Сагарадзе В.В. Индуцируемое холодной деформацией перераспределение легирующих элементов и изменение магнитных свойств стабильных аустенитных хромонике-левых сталей. I. Экспериментальное обнаружение явления // ФММ. - 1993. - Т. 75. - № 2. - С. 90-99.
10. Сагарадзе В.В. Диффузионные превращения в сталях при холодной деформации // МиТОМ. - 2018. -Т. 9. - С. 19-27.
11. Панин В.Е., Егорушкин В.Е., Панин А.В. Нелинейные волновые процессы в деформируемом твердом теле как многоуровневой иерархически организованной системе // УФН. - 2012. - Т. 182. -№ 12. - С. 1351-1357. - doi 10.3367/UFNr.0182. 201212i.1351
12. Speich G., Swann Р.К. Yield strength and transformation substructure of quenched iron-nickel alloys // J. Iron Steel Inst. - 1965. - V. 203. - No. 4. - Р. 480485.
13. Speich G.R. Tempering of low-carbon martensite // Trans. Met. Soc. AIME. - 1969. - V. 245. - No. 10. -Р. 2553-2564.
14. Курдюмов В.Г., Утевский Л.М., Энтин Р.И. Превращения в железе и стали. - М.: Наука, 1977.
15. Конева Н.А., Козлов Э.В. Природа субструктурного упрочнения // Изв. вузов. Физика. - 1982. - № 8. -С. 3-14.
16. Громов В.Е., Козлов Э.В., Базайкин В.И., Целлерма-ер В.Я., Иванов Ю. Ф. Физика и механика волочения и объемной штамповки. - М.: Недра, 1997.
17. Конева Н.А., Козлов Э.В. Физическая природа стадийности пластической деформации // Структурные уровни пластической деформации и разрушения / Под ред. В.Е. Панина. - Новосибирск: Наука, 1990. - С. 123-186.
18. Конева Н., Киселева С., Попова Н. Эволюция структуры и внутренние поля напряжений. Аустенитная сталь. - Saarbrucken: LAP LAMBERT Academic Publishing, 2017.
19. Kormyshev V.E., Gromov V.E., Ivanov Yu.F., Gle-zerA.M., Yuriev A.A., Semin A.P., Sundeev R.V. Struc-
tural phase states and properties of rails after long-term operation // Mater. Lett. - 2020. - V. 268. -No. 127499. - doi 10.1016/j.matlet.2020.127499
20. Кормышев В.Е., Иванов Ю.Ф., Громов В.Е., Юрьев А.А., Полевой Е.В. Структура и свойства дифференцированно закаленных 100-х рельсов после экстремально длительной эксплуатации // ФПСМ. -
2019. - T. 16. - № 4. - C. 538-546. - doi 10.25712/ ASTU.1811-1416.2019.04.016
21. Кормышев В.Е., Полевой Е.В., Юрьев А.А., Громов В. Е., Иванов Ю.Ф. Формирование структуры дифференцированно закаленных 100-метровых рельсов при длительной эксплуатации // Изв. вузов. Черная металлургия. - 2020. - T. 63. - № 2. - С. 108115. - doi 10.17073/0368-0797-2020-2-108-115
22. Кормышев В.Е., Громов В.Е., Иванов Ю.Ф., Глезер А.М. Структура дифференцированно закаленных рельсов при интенсивной пластической деформации // Деформация и разрушение материалов. -
2020. - № 8. - С. 16-20. - doi 10.31044/1814-46322020-8-16-20
23. Панин В.Е., Громов В.Е., Иванов Ю.Ф., Юрьев А.А., Кормышев В.Е. Роль кривизны решетки в деградации структуры поверхностного слоя металла рельсов при длительной эксплуатации // Докл. РАН. Физика, технические науки. - 2020. - Т. 494. -C. 68-71. - doi 10.31857/S2686740020050144
24. Pickering F.B. Physical Metallurgy and the Design of Steels: Materials Science Series. - Appl. Sci. Publ. Ltd., 1978.
25. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. - М.: Металлургия, 1986.
26. Egerton F.R. Physical Principles of Electron Microscopy. - Basel: Springer, 2016.
27. Fasiska E.J., Wagenblat H. Dilatation of alpha-iron by carbon // Trans. Met. Soc. AIME. - 1967. - V. 239. -No. 11. - Р. 1818-1820.
28. Гаврилюк В.Г., Герцрикен Д.С., Полушкин Ю.А., Фальченко В.М. Механизм распада цементита при пластической деформации стали // ФММ. - 1981. -Т. 51. - № 1. - С. 147-152.
29. Гриднев В.Н., Гаврилюк В.Г. Распад цементита при пластической деформации стали // Металлофизика. - 1982. - Т. 4. - № 3. - С. 74-87.
30. Gavriljuk V.G. Decomposition of cementite in pearlitic steel due to plastic deformation // Mater. Sci. Eng. A. -2003. - V. 345. - P. 81-89. - doi 10.1016/S0921-5093(02)00358-1
31. Li Y.J., Chai P., Bochers C., Westerkamp S., Goto S., Raabe D., Kirchheim R. Atomic-scale mechanisms of deformation-induced cementite decomposition in pearl-ite // Acta Mater. - 2011. - V. 59. - P. 3965-3977. -doi 10.1016/j.actamat.2011.03.022
32. Gavriljuk V.G. Effect of interlamellar spacing on cementite dissolution during wire drawing of pearlitic steel wires // Scripta Mater. - 2001. - V. 45. - P. 14691472. - doi 10.1016/S1359-6462(01)01185-X
Поступила в редакцию 23.09.2020 г., после доработки 09.10.2020 г., принята к публикации 09.10.2020 г.
Сведения об авторах
Панин Виктор Евгеньевич, д.ф.-м.н., проф., ак. РАН
Иванов Юрий Федорович, д.ф.-м.н., проф., снс ИСЭ СО РАН, yufi@mail2000.ru Юрьев Антон Алексеевич, к.т.н., инж. АО «ЕВРАЗ-ЗСМК», ant-yurev@yandex.ru Громов Виктор Евгеньевич, д.ф.-м.н., проф., зав. каф. СибГИУ, gromov@physics.sibsiu.ru Панин Сергей Викторович, д.т.н., проф., зав. лаб. ИФПМ СО РАН, svp@ispms.ru Кормышев Василий Евгеньевич, к.т.н., снс СибГИУ, +79236360000@таП.га Рубанникова Юлия Андреевна, асп. СибГИУ, rubannikova96@mail.ru
